CH675256A5 - - Google Patents
Download PDFInfo
- Publication number
- CH675256A5 CH675256A5 CH755/88A CH75588A CH675256A5 CH 675256 A5 CH675256 A5 CH 675256A5 CH 755/88 A CH755/88 A CH 755/88A CH 75588 A CH75588 A CH 75588A CH 675256 A5 CH675256 A5 CH 675256A5
- Authority
- CH
- Switzerland
- Prior art keywords
- weight
- heating
- rate
- argon atmosphere
- under
- Prior art date
Links
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 47
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 39
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 32
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 claims description 24
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 11
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 9
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 6
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 4
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 4
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 description 2
- NPURPEXKKDAKIH-UHFFFAOYSA-N iodoimino(oxo)methane Chemical compound IN=C=O NPURPEXKKDAKIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 1
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 1
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000012031 short term test Methods 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Electrolytic Production Of Metals (AREA)
- Furnace Housings, Linings, Walls, And Ceilings (AREA)
- Eyeglasses (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
1 1
CH 675 256 A5 CH 675 256 A5
2 2nd
Beschreibung description
Technisches Gebiet Technical field
Superiegierungen auf der Basis von Nickel, welche dank ihrer hervorragenden mechanischen Eigenschaften bei hohen Temperaturen beim Bau thermisch und mechanisch hochbeanspruchter thermischer Maschinen Verwendung finden. Bevorzugte Verwendung als Schaufelwerkstoffe für Gasturbinen. Super alloys based on nickel, which thanks to their excellent mechanical properties at high temperatures are used in the construction of thermally and mechanically highly stressed thermal machines. Preferred use as blade materials for gas turbines.
Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung von Nickelbasis-Superlegierungen mit Schwergewicht auf Gusslegierungen für gerichtete Erstarrung. The invention relates to the further development of nickel-based superalloys with a focus on cast alloys for directional solidification.
Insbesondere betrifft sie eine ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften im Temperaturbereich von 600 bis 750°C. In particular, it relates to a precipitation-hardenable nickel-based superalloy with improved mechanical properties in the temperature range from 600 to 750 ° C.
Sie betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus der ausscheidungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung, indem die Legierung geschmolzen, abgegossen und ihre Kristallite zu gerichteter Erstarrung gezwungen werden und daraufhin einer Wärmebehandlung unterworfen werden. It further relates to a method for producing a component from the precipitation-hardenable nickel-based superalloy by melting the alloy, casting it and forcing its crystallites to directional solidification and then subjecting it to a heat treatment.
Stand der Technik State of the art
Zum Stand der Technik wird folgende Literatur zitiert : The following literature is cited on the prior art:
- Robert W. Fawley, Superalloy progress, The Superalloys p. 3-29, edited by Chester T. Sims and William C. Hagel, John Wiley and Sons, New York 1972 - Robert W. Fawley, Superalloy progress, The Superalloys p. 3-29, edited by Chester T. Sims and William C. Hagel, John Wiley and Sons, New York 1972
- Michio Yamazaki, Development of Nickel-base Superalloys for National Project in Japan, High temperature alloys for gas turbines and other applications 1986, p. 945-953, Proceedings of a conférence held in Liège, Belgium, 6-9 October 1986, D. Rei-del Publishing company, Dordrecht. - Michio Yamazaki, Development of Nickel-base Superalloys for National Project in Japan, High temperature alloys for gas turbines and other applications 1986, p. 945-953, Proceedings of a conférence held in Liège, Belgium, 6-9 October 1986, D. Rei-del Publishing company, Dordrecht.
Unter den kommerziell erhältlichen Nickelbasis-Guss-Superlegierungen wird die Legierung mit dem Handelsnamen IN 738 von INCO häufig verwendet. Sie hat die nachfolgende Zusammensetzung: Cr = 16 Gew.-% Among the commercially available nickel-base casting superalloys, the alloy with the trade name IN 738 from INCO is frequently used. It has the following composition: Cr = 16% by weight
Co = 8,5 Gew.-% Co = 8.5% by weight
W = 2,6 Gew.-% W = 2.6% by weight
Mo = 1,75 Gew.-% Mo = 1.75% by weight
Ta = 1,75 Gew.-% Ta = 1.75% by weight
AI = 3,4 Gew.-% AI = 3.4% by weight
Ti = 3,4 Gew-% Ti = 3.4% by weight
Zr = 0,1 Gew.-% Zr = 0.1% by weight
B = 0,01 Gew.-% B = 0.01% by weight
C = 0,11 Gew.-% C = 0.11% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Diese Legierung genügt vielfach den an industrielle Gasturbinen gestellten Langzeitanforderungen bezüglich Kriechfestigkeit nicht. Ausserdem enthält sie nicht unbedeutende Mengen des teuren strategischen Metalls Kobalt. In many cases, this alloy does not meet the long-term creep strength requirements placed on industrial gas turbines. In addition, it contains not insignificant amounts of the expensive strategic metal cobalt.
Als weitere, im Gasturbinenbau verwendete kommerzielle Nickelbasis-Guss-Superlegierung ist die Legierung mit dem Handelsnamen IN 792 von INCO zu nennen. Sie hat folgende Zusammensetzung: The alloy with the trade name IN 792 from INCO should be mentioned as a further commercial nickel-based casting superalloy used in gas turbine construction. It has the following composition:
Cr = 12,4 Gew.-% Cr = 12.4% by weight
Co = 9 Gew.-% Co = 9% by weight
W = 3,8 Gew.-% W = 3.8% by weight
Mo = 1,9 Gew.-% Mo = 1.9% by weight
Ta = 3,9 Gew.-% Ta = 3.9% by weight
AI = 3,1 Gew.-% AI = 3.1% by weight
Ti = 4,5 Gew.-% Ti = 4.5% by weight
Zr = 0,1 Gew.-% Zr = 0.1% by weight
B = 0,02 Gew.-% B = 0.02% by weight
C = 0,12 Gew.-% C = 0.12% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Auch diese Legierung befriedigt in bezug auf ihr Kriechverhalten bei Langzeitbeanspruchung nicht. Ausserdem liegt ihre Korrosionsbeständigkeit im interessierenden Temperaturbereich eher an der unteren Grenze. This alloy is also unsatisfactory in terms of its creep behavior under long-term stress. In addition, their corrosion resistance in the temperature range of interest is rather at the lower limit.
Es besteht daher ein Bedürfnis nach Verbesserung der bestehenden Legierungen insbesondere im Hinblick auf den Langzeiteinsatz. There is therefore a need to improve the existing alloys, particularly with regard to long-term use.
Darstellung der Erfindung Presentation of the invention
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung anzugeben, welche im Temperaturbereich von 600°C bis 750°C unter Wahrung ausreichender Korrosionsbeständigkeit verbesserte mechanische Eigenschaften wie Warmfestigkeit, Kriechgrenze etc. aufweist. Die Legierung soll sich insbesondere für gegossene Bauteile mit gerichteter Erstarrung für einen Langzeiteinsatz von über 10 000 h eignen. Es ist ferner Aufgabe der Erfindung, eine Wärmebehandlung für gegossene Bauteile mit gerichteter Erstarrung anzugeben, welche optimale mechanische Eigenschaften gewährleistet. The invention has for its object to provide a precipitation-hardenable nickel-based superalloy which has improved mechanical properties such as heat resistance, creep limit etc. in the temperature range from 600 ° C to 750 ° C while maintaining sufficient corrosion resistance. The alloy is said to be particularly suitable for cast components with directional solidification for long-term use of over 10,000 h. It is also an object of the invention to provide a heat treatment for cast components with directional solidification, which ensures optimal mechanical properties.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die eingangs erwähnte Nickelbasis-Superlegierung die nachfolgende Zusammensetzung aufweist: Cr = 12-15 Gew.-% This object is achieved in that the nickel-based superalloy mentioned at the outset has the following composition: Cr = 12-15% by weight
Co = 3-4,5 Gew.-% Co = 3-4.5% by weight
W = 1-3,5 Gew.-% W = 1-3.5% by weight
Ta = 4-5,5 Gew.-% Ta = 4-5.5% by weight
AI = 3-4,3 Gew.-% AI = 3-4.3% by weight
Ti = 4-5 Gew.-% Ti = 4-5% by weight
Hf = 0-2,5 Gew.-% Hf = 0-2.5% by weight
B = 0-0,02 Gew.-% B = 0-0.02% by weight
Zr = 0,01-0,06 Gew.-% Zr = 0.01-0.06% by weight
C = 0,05-0,07 Gew.-% C = 0.05-0.07% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Die Aufgabe wird ferner dadurch gelöst, dass im eingangs erwähnten Verfahren die Wärmebehandlung aus den nachfolgenden Verfahrensschritten besteht: The object is further achieved in that the heat treatment in the process mentioned at the outset consists of the following process steps:
a) Erwärmen auf 1100°C unter Argonatmosphäre b) Halten auf 1100°C während 10 h c) Erwärmen auf 1220°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h d) Halten auf 1220°C während 2 h unter Argonatmosphäre e) Erwärmen auf 1270 bis 1280°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h unter Argonatmosphäre f) Halten auf 1270 bis 1280°C während 10 h unter Argonatmosphäre a) Heating to 1100 ° C under an argon atmosphere b) Holding at 1100 ° C for 10 hc) Heating to 1220 ° C at a rate of 30 ° C / hd) Holding at 1220 ° C for 2 hours under an argon atmosphere e) Heating to 1270 to 1280 ° C at a rate of 30 ° C / h under an argon atmosphere f) Hold at 1270 to 1280 ° C for 10 h under an argon atmosphere
5 5
10 10th
15 15
20 20th
25 25th
30 30th
35 35
40 40
45 45
50 50
55 55
60 60
65 65
2 2nd
3 3rd
CH 675 256 A5 CH 675 256 A5
4 4th
g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min h) Erwärmen auf 850°C g) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min h) heating to 850 ° C
i) Halten auf 850°C während 4 h in Luft k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min I) Erwärmen auf 760°C m) Halten auf 760°C während 16 h in Luft n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min. i) Keep at 850 ° C for 4 h in air k) Cool to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min I) Warm to 760 ° C m) Keep at 760 ° C for 16 h in air n) Cool down Room temperature at a rate of 10 ° C / min.
Weg zur Ausführung der Erfindung Way of carrying out the invention
Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben. The invention is described on the basis of the following exemplary embodiments which are explained in more detail by means of figures.
Dabei zeigt: It shows:
Fig. 1 ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine erste Legierung, 1 is a diagram of the heat treatment for a first alloy,
Fig. 2 ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine zweite Legierung, 2 shows a diagram of the heat treatment for a second alloy,
Fig. 3 ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer ersten Legierung bei einer Temperatur von 700°C, 3 shows a diagram of the creep behavior of a component made of a first alloy at a temperature of 700.degree.
Fig. 4 ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer zweiten Legierung bei einer Temperatur von 700°C. Fig. 4 is a diagram of the creep behavior of a component made of a second alloy at a temperature of 700 ° C.
In Fig. 1 ist ein Temperatur/Zeit-Diagramm der Wärmebehandlung für eine erste Legierung dargestellt. 1 ist der Verlauf der Temperatur in Funktion der Zeit für ein stufenweises Lösungsglühen. Die Erwärmung bis 1100°C ist nicht kritisch und kann beliebig erfolgen. Von 1100°C bis 1220°C wird eine Erwärmungsgeschwindigkeit von 30°C/h eingehalten. Die Temperatur von 1220°C wird während 2 h gehalten, dann wird mit 30°C/h auf 1280°C erwärmt. Diese Temperatur wird während 10 h gehalten (Superlösungsglühung). Dann wird rasch auf Raumtemperatur abgekühlt. 2 zeigt den Verlauf der Temperatur in Funktion der Zeit für das Altern (Ausscheidungshärten), 1. Stufe bei 850°C/4 h, 3 denjenigen für das Altern, 2. Stufe bei 760°C/16 h. Linie 4 stellt den Verlauf der Temperatur in Funktion der Zeit für ein einstufiges Altern bei 850°C/ 24 h dar, wie es meistens der Einfachheit halber in der Praxis an Stelle des zweistufigen durchgeführt wird. 1 shows a temperature / time diagram of the heat treatment for a first alloy. 1 is the course of the temperature as a function of time for a gradual solution annealing. The heating up to 1100 ° C is not critical and can be done arbitrarily. A heating rate of 30 ° C / h is maintained from 1100 ° C to 1220 ° C. The temperature of 1220 ° C is maintained for 2 h, then the temperature is raised to 1280 ° C at 30 ° C / h. This temperature is maintained for 10 hours (super solution annealing). Then it is rapidly cooled to room temperature. 2 shows the course of the temperature as a function of the time for aging (precipitation hardening), 1st stage at 850 ° C./4 h, 3 that for aging, 2nd stage at 760 ° C./16 h. Line 4 shows the course of the temperature as a function of time for one-stage aging at 850 ° C./24 h, as is usually done in practice instead of the two-stage for the sake of simplicity.
Fig. 2 stellt ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine zweite Legierung dar. Der Verfahrensablauf ist bis auf die Super-Lösungsglühtemperatur von 1270°C der gleiche wie derjenige gemäss Fig. 1. 5 ist die Temperatur in Funktion der Zeit für das Lösungsglühen, 6 und 7 diejenige für das zweistufige, 8 diejenige für das einstufige Altern. Die Kurven 6, 7, 8 entsprechend genau den Kurven 2, 3, 4 in Fig. 1. FIG. 2 shows a diagram of the heat treatment for a second alloy. The process sequence is the same up to the super solution annealing temperature of 1270 ° C. as that according to FIG. 1. 5 is the temperature as a function of time for solution annealing, 6 and 7 that for two-stage aging, 8 that for one-stage aging. Curves 6, 7, 8 correspond exactly to curves 2, 3, 4 in FIG. 1.
In Fig. 3 ist ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer ersten Legierung bei einer Temperatur von 700°C dargestellt. Die Ergebnisse beziehen sich auf einen aus einem gegossenen Werkstück mit gerichteter Erstarrung herausgearbeiteten Probestab (Zugprobe). 9 ist die ertragene Zugspannung in Funktion der Belastungszeit bis zum Bruch bei einer Temperatur von 700°C. Die gestrichelte Kurve bezieht sich auf extrapolierte Werte. Im Kurzzeitversuch hält die Legierung ca. 1000 MPa aus. Über 1000 h gemessen hält die Legierung noch eine Zugbelastung von ca. 700 MPa aus. 3 shows a diagram of the creep behavior of a component made of a first alloy at a temperature of 700 ° C. The results relate to a test rod (tensile test) made from a cast workpiece with directed solidification. 9 is the tensile stress tolerated as a function of the load time until break at a temperature of 700 ° C. The dashed curve refers to extrapolated values. The alloy can withstand approx. 1000 MPa in a short-term test. Measured over 1000 h, the alloy can withstand a tensile load of approx. 700 MPa.
Fig. 4 stellt ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer zweiten Legierung bei einer Temperatur von 700°C dar. Es handelt sich wieder um einen Probestab mit gerichteter Erstarrung. Die ertragenen Zugspannungen sind im wesentlichen die gleichen wie diejenigen der ersten Legierung gemäss Fig. 3. Kurve 10 entspricht Kurve 9 in Fig. 3. 4 shows a diagram of the creep behavior of a component made of a second alloy at a temperature of 700 ° C. It is again a test rod with directional solidification. The tensile stresses tolerated are essentially the same as those of the first alloy according to FIG. 3. Curve 10 corresponds to curve 9 in FIG. 3.
Ausführungsbeispiel 1 : Example 1:
Siehe Fig. 1 und 3! Es wurde eine Nickelbasis-Su-perlegierung der nachfolgenden Zusammensetzung hergestellt: See Fig. 1 and 3! A nickel-based superalloy of the following composition was produced:
Cr =13,32 Gew.-% Cr = 13.32% by weight
Co = 3,2 Gew.-% Co = 3.2% by weight
W = 2,25 Gew.-% W = 2.25% by weight
Ta = 4,8 Gew.-% Ta = 4.8% by weight
AI = 4,1 Gew-% AI = 4.1% by weight
Ti = 4,41 Gew.-% Ti = 4.41% by weight
B = 0,016 Gew.-% B = 0.016% by weight
Zr = 0,015 Gew.-% Zr = 0.015% by weight
C = 0,064 Gew.-% C = 0.064% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Als Ausgangsmaterialien wurden geeignete Vorlegierungen verwendet. Diese wurden im üblichen Verhältnis in einen Vakuumofen eingesetzt und geschmolzen. Dabei erreichte die Schmelze eine Temperatur von ca. 1500°C. Die Schmelze wurde unter Vakuum abgegossen und der Barren nochmals unter Vakuum umgeschmolzen. Dann wurde die Schmelze unter Vakuum in eine längliche Form aus Keramischem Material für gerichtete Erstarrung vergossen. Die so erhaltenen Stäbe hatten einen Durchmesser von 12 mm und eine Länge von 140 mm. Die ganzen Stäbe wurden nun einer Wärmebehandlung unter Argonatmosphäre nach folgendem Schema unterworfen (siehe Fig. 1): Suitable master alloys were used as starting materials. These were placed in a vacuum furnace in the usual ratio and melted. The melt reached a temperature of approx. 1500 ° C. The melt was poured off under vacuum and the ingot remelted under vacuum. Then the melt was poured under vacuum into an elongated ceramic material for directional solidification. The rods thus obtained had a diameter of 12 mm and a length of 140 mm. The entire rods were then subjected to a heat treatment under an argon atmosphere according to the following scheme (see FIG. 1):
a) Erwärmen auf 1100"C unter Argonatmosphäre b) Halten auf 1100°C während 10 h c) Erwärmen auf 1220°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h d) Halten auf 1220°C während 2 h unter Argonatmosphäre e) Erwärmen auf 1280°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h unter Argonatmosphäre f) Halten auf 1280°C während 10 h unter Argonatmosphäre g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min h) Erwärmen auf 850°C a) Heating to 1100 ° C under an argon atmosphere b) Holding at 1100 ° C for 10 hc) Heating to 1220 ° C at a rate of 30 ° C / hd) Holding at 1220 ° C for 2 hours under an argon atmosphere e) Heating to 1280 ° C at a rate of 30 ° C / h under an argon atmosphere f) holding at 1280 ° C for 10 h under an argon atmosphere g) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min h) heating to 850 ° C
i) Halten auf 850°C während 4 h in Luft k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min i) Hold at 850 ° C for 4 h in air k) Cool to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min
I) Erwärmen auf 760°C I) Warm up to 760 ° C
m) Halten auf 760°C während 16 h in Luft n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min. m) Keep at 760 ° C in air for 16 h n) Cool to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min.
Aus den wärmebehandelten Stäben wurden nun The heat-treated bars were now
5 5
10 10th
15 15
20 20th
25 25th
30 30th
35 35
40 40
45 45
50 50
55 55
60 60
65 65
3 3rd
5 5
CH 675 256 A5 CH 675 256 A5
6 6
zahlreiche Probestäbe für die Kriechversuche herausgearbeitet. Die Probestäbe hatten einen Durchmesser von 6 mm und eine Länge von 60 mm. Die Kriechversuche wurden unter konstanter Zugspannung bis zum Bruch bei einer konstanten Temperatur von 700°C durchgeführt. Die Resultate sind in Kurve 9 der Fig. 3 dargestellt. Aus dieser Darstellung geht hervor, dass die Werte ab einer Belastungszeit bis zum Bruch von 500 h an aufwärts um ca. 130 MPa über denjenigen der kommerziellen Legierung IN 738 liegen. Bei gleicher Zeit bis zum Bruch kann daher das Bauteil aus der neuen Legierung wesentlich höhere Belastungen ertragen. Betrachtet man die bei unveränderter Belastung von weniger als 650 MPa zu ertragenden Zeiten bis zum Bruch, so liegen diese für die neue Legierung um rund eine Zehnerpotenz höher als bei IN 738. Z.B. 5000 h statt nur 500 h; 10 000 h statt nur 1000 h. worked out numerous test bars for the creep tests. The test bars had a diameter of 6 mm and a length of 60 mm. The creep tests were carried out under constant tensile stress until breaking at a constant temperature of 700 ° C. The results are shown in curve 9 of FIG. 3. From this representation it can be seen that the values from a load time up to a break of 500 h upwards are approx. 130 MPa higher than that of the commercial alloy IN 738. At the same time until the fracture, the component made from the new alloy can withstand significantly higher loads. If one considers the times to break with unchanged load of less than 650 MPa, these are for the new alloy about a power of ten higher than for IN 738. 5000 h instead of just 500 h; 10,000 hours instead of just 1,000 hours.
Ausführungsbeispiel 2: Example 2:
Siehe Fig. 2 und 4! See Fig. 2 and 4!
Es wurde eine Nickelbasis-Superlegierung der nachfolgenden Zusammensetzung hergestellt: Cr = 13,24 Gew.-% A nickel-based superalloy of the following composition was produced: Cr = 13.24% by weight
Co = 4,2 Gew.-% Co = 4.2% by weight
W = 1,85 Gew.-% W = 1.85% by weight
Ta = 5,08 Gew.-% Ta = 5.08% by weight
AI = 3,76 Gew.-% AI = 3.76% by weight
Ti = 4,86 Gew.-% Ti = 4.86% by weight
B = 0,013 Gew.-% B = 0.013% by weight
Zr = 0,015Gew.-% Zr = 0.015% by weight
C = 0,065 Gew.-% C = 0.065% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Bei der Erschmelzung der Legierung wurde genau gleich wie unter Beispiel 1 vorgegangen. Die Schmelze wurde zur gerichteten Erstarrung in eine entsprechende Keramikform abgegossen. Die auf diese Weise hergestellten Stäbe von 12 mm Durchmesser und 140 mm Länge wurden unter Argonatmosphäre einer Wärmebehandlung gemäss Fig. 2 wie folgt unterworfen: The melting of the alloy was carried out exactly as in Example 1. The melt was poured into an appropriate ceramic mold for directional solidification. The rods produced in this way, 12 mm in diameter and 140 mm in length, were subjected to a heat treatment according to FIG. 2 under an argon atmosphere as follows:
a) Erwärmen auf 1100°C unter Argonatmosphäre b) Halten auf 1100°C während 10 h c) Erwärmen auf 1220°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h d) Halten auf 1220°C während 2 h unter Argonatmosphäre e) Erwärmen auf 1270°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h unter Araonatmosphäre f) Halten auf 1270°C während 10 h unter Argonatmosphäre g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min h) Erwärmen auf 850°C a) Heating to 1100 ° C under an argon atmosphere b) Holding at 1100 ° C for 10 hc) Heating to 1220 ° C at a rate of 30 ° C / hd) Holding at 1220 ° C for 2 hours under an argon atmosphere e) Heating to 1270 ° C at a rate of 30 ° C / h under an Araon atmosphere f) hold at 1270 ° C for 10 h under an argon atmosphere g) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min h) heating to 850 ° C
i) Halten auf 850°C während 24 h in Luft k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min. i) Hold at 850 ° C in air for 24 h. k) Cool to room temperature at a rate of 10 ° C / min.
Aus den wärmebehandelten Stäben wurden Probestäbe von 6 mm Durchmesser und 60 mm Länge für die Kriechversuche herausgearbeitet. Letztere wurden analog Beispiel 1 bei einer Temperatur von 700°C durchgeführt. Die Resultate sind in Kurve 10 Test rods 6 mm in diameter and 60 mm in length were worked out from the heat-treated rods for the creep tests. The latter were carried out analogously to Example 1 at a temperature of 700 ° C. The results are in curve 10
der Fig. 4 dargestellt. Die Kurven 10 (Fig. 4) und 9 (Fig. 3) decken sich praktisch. Es gilt hier das unter Beispiel 1 Gesagte vollumfänglich. 4 shown. The curves 10 (Fig. 4) and 9 (Fig. 3) practically coincide. The statements made in Example 1 apply here in full.
Die Erfindung erschöpft sich nicht in den Ausführungsbeispielen. Die Zusammensetzung der neuen ausscheidungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung bewegt sich in den folgenden Grenzen: Cr = 12-15 Gew.-% The invention is not limited to the exemplary embodiments. The composition of the new precipitation-hardenable nickel-based superalloy is within the following limits: Cr = 12-15% by weight
Co = 3-4,5 Gew.-% Co = 3-4.5% by weight
W= 1-3,5 Gew.-% W = 1-3.5% by weight
Ta = 4-5,5 Gew.-% Ta = 4-5.5% by weight
AI = 3-4,3 Gew.-% AI = 3-4.3% by weight
Ti = 4- 5 Gew.-% Ti = 4- 5% by weight
Hf = 0-2,5 Gew.-% Hf = 0-2.5% by weight
B = 0-0,02 Gew.-% B = 0-0.02% by weight
Zr = 0,01-0,06 Gew.-% Zr = 0.01-0.06% by weight
C = 0,05-0,07 Gew.-% C = 0.05-0.07% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Als typische Vertreter dieser Legierungsklasse eignen sich die nachfolgenden beiden Legierungen: Cr = 12-14 Gew.-% The following two alloys are suitable as typical representatives of this alloy class: Cr = 12-14% by weight
Co = 3-4 Gew.-% Co = 3-4% by weight
W = 2-3 Gew.-% W = 2-3% by weight
Ta = 4-5 Gew.-% Ta = 4-5% by weight
AI = 4-4,3 Gew.-% AI = 4-4.3% by weight
Ti = 4-4,5 Gew.-% Ti = 4-4.5% by weight
Hf = 0-2,5 Gew.- % Hf = 0-2.5% by weight
B = 0-0,02 Gew.-% B = 0-0.02% by weight
Zr = 0,01-0,06 Gew.-% Zr = 0.01-0.06% by weight
C = 0,05-0,07 Gew.-%. C = 0.05-0.07 wt%.
Ni = Rest oder: Ni = rest or:
Cr= 13-13,5 Gew.-% Cr = 13-13.5% by weight
Co = 4-4,5 Gew.-% Co = 4-4.5% by weight
W = 1-2 Gew.-% W = 1-2% by weight
Ta = 5-5,5 Gew.-% Ta = 5-5.5% by weight
AI = 3-4 Gew.-% AI = 3-4% by weight
Ti = 4-5 Gew.-% Ti = 4-5% by weight
Hf = 0-2,5 Gew.-% Hf = 0-2.5% by weight
B = 0,01-0,02 Gew.-% B = 0.01-0.02% by weight
Zr = 0,01-0,03 Gew.-% Zr = 0.01-0.03 wt%
C = 0,05-0,07 Gew.-% C = 0.05-0.07% by weight
Ni = Rest Ni = rest
Das Herstellungsverfahren für ein Bauteil aus der ausscheidungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung besteht darin, dass die Legierung geschmolzen, abgegossen und ihre Kristallite zu gerichteter Erstarrung gezwungen werden und daraufhin einer Wärmebehandlung unterworfen werden, welche aus den nachfolgenden Verfahrensschritten besteht: The manufacturing process for a component made of the precipitation-hardenable nickel-based superalloy consists in melting the alloy, casting it, forcing its crystallites to solidify in a directed manner and then subjecting it to a heat treatment which consists of the following process steps:
a) Erwärmen auf 1100°C unter Argonatmosphäre b) Halten auf 1100°C während 10 h c) Erwärmen auf 1220°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h d) Halten auf 1220°C während 2 h unter Argonatmosphäre e) Erwärmen auf 1270 bis 1280°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h unter Argonatmosphäre f) Halten auf 1270 bis 1280°C während 10 h unter Argonatmosphäre g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min h) Erwärmen auf 850°C a) Heating to 1100 ° C under an argon atmosphere b) Holding at 1100 ° C for 10 hc) Heating to 1220 ° C at a rate of 30 ° C / hd) Holding at 1220 ° C for 2 hours under an argon atmosphere e) Heating to 1270 to 1280 ° C at a rate of 30 ° C / h under an argon atmosphere f) holding at 1270 to 1280 ° C for 10 h under an argon atmosphere g) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min h) heating to 850 ° C.
i) Halten auf 850°C während 4 h in Luft i) Hold at 850 ° C for 4 h in air
5 5
10 10th
15 15
20 20th
25 25th
30 30th
35 35
40 40
45 45
50 50
55 55
60 60
65 65
4 4th
7 7
CH 675 256 A5 CH 675 256 A5
8 8th
k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min k) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min
I) Erwärmen auf 760°C I) Warm up to 760 ° C
m) Halten auf 760°C während 16 hin Luft n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min. m) Hold to 760 ° C during 16 air n) Cool to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min.
Als Variante wird die Wärmebehandlung wie folgt durchgeführt: As a variant, the heat treatment is carried out as follows:
a) Erwärmen auf 1100°C a) Warm up to 1100 ° C
b) Halten auf 1100°C während 10 h c) Erwärmen auf 1220°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h d) Halten auf 1220°C während 2 h unter Argonatmosphäre e) Erwärmen auf 1270 bis 1280°C mit einer Geschwindigkeit von 30°C/h unter Argonatmosphäre f) Halten auf 1270 bis 1280°C während 10 h unter Argonatmosphäre g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/min h) Erwärmen auf 850°C b) Holding at 1100 ° C for 10 hc) Heating to 1220 ° C at a rate of 30 ° C / hd) Holding at 1220 ° C for 2 hours under an argon atmosphere e) Heating to 1270 to 1280 ° C at a rate of 30 ° C / h under an argon atmosphere f) holding at 1270 to 1280 ° C for 10 h under an argon atmosphere g) cooling to room temperature at a rate of at least 10 ° C / min h) heating to 850 ° C
i) Halten auf 850°C während 24 h in Luft k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min. i) Hold at 850 ° C in air for 24 h. k) Cool to room temperature at a rate of 10 ° C / min.
Die Vorteile der neuen Legierung bestehen im besseren Kriechverhalten im Temperaturbereich von 600 bis 750°C gegenüber kommerziell erhältlichen Nickelbasis-Guss-Superlegierungen. Die neue Legierung gestattet eine Erhöhung der Dauerbelastung bei gleicher Lebensdauer oder einen bis 10fach zeitlich längeren Einsatz bei sonst gleicher Belastung gegenüber kommerziellen Legierungen, und dies bei hinreichender Korrosionsbeständigkeit unter den genannten Einsatzbedingungen. The advantages of the new alloy are the better creep behavior in the temperature range of 600 to 750 ° C compared to commercially available nickel-based casting super alloys. The new alloy permits an increase in the permanent load with the same service life or up to 10 times longer use with otherwise the same load compared to commercial alloys, and this with sufficient corrosion resistance under the specified conditions of use.
Claims (7)
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CH755/88A CH675256A5 (en) | 1988-03-02 | 1988-03-02 | |
| EP89101901A EP0330858B1 (en) | 1988-03-02 | 1989-02-03 | Precipitation-hardenable nickel-based superalloy with particular mechanical properties in the temperature range of 600 to 750o c |
| DE8989101901T DE58901443D1 (en) | 1988-03-02 | 1989-02-03 | ELIGIBLE NICKEL-BASED SUPER ALLOY WITH IMPROVED MECHANICAL PROPERTIES IN THE TEMPERATURE RANGE FROM 600 TO 750OC. |
| CA000592074A CA1334632C (en) | 1988-03-02 | 1989-02-24 | Precipitation-hardenable nickel-base superalloy with improved mechanical properties in the temperature range form 600 to 750 c |
| AU30849/89A AU610996B2 (en) | 1988-03-02 | 1989-02-28 | Precipitation-hardenable nickel-base superalloy with improved mechanical properties in the temperature range from 600 to 750 degrees c. |
| NO890874A NO172812C (en) | 1988-03-02 | 1989-03-01 | NICKEL ALLOY AND PROCEDURE FOR MANUFACTURING A CONSTRUCTION PART OF THE ALLOY |
| JP1049706A JP2825836B2 (en) | 1988-03-02 | 1989-03-01 | Nickel-based superalloys |
| US07/318,181 US4957703A (en) | 1988-03-02 | 1989-03-02 | Precipitation-hardenable nickel-base superalloy with improved mechanical properties in the temperature range from 600 to 750 degrees celsius |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CH755/88A CH675256A5 (en) | 1988-03-02 | 1988-03-02 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CH675256A5 true CH675256A5 (en) | 1990-09-14 |
Family
ID=4194437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CH755/88A CH675256A5 (en) | 1988-03-02 | 1988-03-02 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4957703A (en) |
| EP (1) | EP0330858B1 (en) |
| JP (1) | JP2825836B2 (en) |
| AU (1) | AU610996B2 (en) |
| CA (1) | CA1334632C (en) |
| CH (1) | CH675256A5 (en) |
| DE (1) | DE58901443D1 (en) |
| NO (1) | NO172812C (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224695B1 (en) | 1998-03-02 | 2001-05-01 | National Research Institute For Metals, Science And Technology Agency | Ni-base directionally solidified alloy casting manufacturing method |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5489346A (en) * | 1994-05-03 | 1996-02-06 | Sps Technologies, Inc. | Hot corrosion resistant single crystal nickel-based superalloys |
| ES2269013B2 (en) * | 2006-12-01 | 2007-11-01 | Industria De Turbo Propulsores, S.A. | MONOCRISTALIN AND SOLIDIFIED SUPERALLOYS DIRECTLY LOW DENSITY. |
| JP5038990B2 (en) * | 2008-08-07 | 2012-10-03 | 株式会社東芝 | Heat treatment method and repair method for gas turbine parts and gas turbine parts |
| JP5063550B2 (en) * | 2008-09-30 | 2012-10-31 | 株式会社日立製作所 | Nickel-based alloy and gas turbine blade using the same |
| JP5396445B2 (en) * | 2011-08-29 | 2014-01-22 | 株式会社日立製作所 | gas turbine |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1275562A (en) * | 1960-11-02 | 1961-11-10 | Mond Nickel Co Ltd | Creep resistant alloys |
| US3146136A (en) * | 1961-01-24 | 1964-08-25 | Rolls Royce | Method of heat treating nickel base alloys |
| GB1124044A (en) * | 1964-10-21 | 1968-08-21 | United Aircraft Corp | Improvements in and relating to heat treatment of nickel-base alloys |
| FR2374427A1 (en) * | 1976-12-16 | 1978-07-13 | Gen Electric | PERFECTED NICKEL-BASED ALLOY AND CAST PART OBTAINED FROM THIS ALLOY |
| FR2392129A1 (en) * | 1977-05-25 | 1978-12-22 | United Technologies Corp | NICKEL SUPERALLY ARTICLES WITH A MONOCRISTALLINE STRUCTURE AND METHOD OF PREPARATION |
| GB2071695A (en) * | 1980-03-13 | 1981-09-23 | Rolls Royce | An alloy suitable for making single-crystal castings and a casting made thereof |
| EP0142668A1 (en) * | 1983-09-28 | 1985-05-29 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. | Process for the production of a fine-grained work piece of a nickel base superalloy |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0207874B1 (en) * | 1985-05-09 | 1991-12-27 | United Technologies Corporation | Substrate tailored coatings for superalloys |
| JPS6152339A (en) * | 1985-07-16 | 1986-03-15 | Natl Res Inst For Metals | Heat resistant ni alloy |
| US4814023A (en) * | 1987-05-21 | 1989-03-21 | General Electric Company | High strength superalloy for high temperature applications |
| US4830934A (en) * | 1987-06-01 | 1989-05-16 | General Electric Company | Alloy powder mixture for treating alloys |
-
1988
- 1988-03-02 CH CH755/88A patent/CH675256A5/de not_active IP Right Cessation
-
1989
- 1989-02-03 DE DE8989101901T patent/DE58901443D1/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-02-03 EP EP89101901A patent/EP0330858B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-02-24 CA CA000592074A patent/CA1334632C/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-02-28 AU AU30849/89A patent/AU610996B2/en not_active Ceased
- 1989-03-01 NO NO890874A patent/NO172812C/en not_active IP Right Cessation
- 1989-03-01 JP JP1049706A patent/JP2825836B2/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-02 US US07/318,181 patent/US4957703A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1275562A (en) * | 1960-11-02 | 1961-11-10 | Mond Nickel Co Ltd | Creep resistant alloys |
| US3146136A (en) * | 1961-01-24 | 1964-08-25 | Rolls Royce | Method of heat treating nickel base alloys |
| GB1124044A (en) * | 1964-10-21 | 1968-08-21 | United Aircraft Corp | Improvements in and relating to heat treatment of nickel-base alloys |
| FR2374427A1 (en) * | 1976-12-16 | 1978-07-13 | Gen Electric | PERFECTED NICKEL-BASED ALLOY AND CAST PART OBTAINED FROM THIS ALLOY |
| FR2392129A1 (en) * | 1977-05-25 | 1978-12-22 | United Technologies Corp | NICKEL SUPERALLY ARTICLES WITH A MONOCRISTALLINE STRUCTURE AND METHOD OF PREPARATION |
| GB2071695A (en) * | 1980-03-13 | 1981-09-23 | Rolls Royce | An alloy suitable for making single-crystal castings and a casting made thereof |
| EP0142668A1 (en) * | 1983-09-28 | 1985-05-29 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. | Process for the production of a fine-grained work piece of a nickel base superalloy |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224695B1 (en) | 1998-03-02 | 2001-05-01 | National Research Institute For Metals, Science And Technology Agency | Ni-base directionally solidified alloy casting manufacturing method |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU610996B2 (en) | 1991-05-30 |
| JPH02149627A (en) | 1990-06-08 |
| US4957703A (en) | 1990-09-18 |
| DE58901443D1 (en) | 1992-06-25 |
| EP0330858A1 (en) | 1989-09-06 |
| NO172812C (en) | 1993-09-08 |
| AU3084989A (en) | 1989-09-07 |
| JP2825836B2 (en) | 1998-11-18 |
| EP0330858B1 (en) | 1992-05-20 |
| CA1334632C (en) | 1995-03-07 |
| NO890874D0 (en) | 1989-03-01 |
| NO890874L (en) | 1989-09-04 |
| NO172812B (en) | 1993-06-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| DE4440229C2 (en) | Process for making cracked high strength superalloy articles | |
| DE2415074C2 (en) | Use of a nickel-based superalloy to manufacture gas turbine parts | |
| EP2163656B1 (en) | High-temperature-resistant cobalt-base superalloy | |
| DE3719902C2 (en) | Nickel-based superalloy with columnar crystal grain shape | |
| EP0513407A1 (en) | Method of manufacture of a turbine blade | |
| DE3445767A1 (en) | Method of forging nickel-base superalloys and a nickel-base superalloy article having improved forgeability | |
| EP2402473B1 (en) | Process for producing a single-crystal component made of a nickel-based superalloy | |
| EP0285778A1 (en) | Method for production of a compound gas turbine blade consisting of a foot, blade and head piece, whereby the blade is made from a dispersion hardened nickel based super-alloy; and compound blade produced using this method | |
| DE102007060587A1 (en) | titanium aluminide | |
| DE2230317A1 (en) | METHOD OF CASTING METAL OBJECTS | |
| DE19756354B4 (en) | Shovel and method of making the blade | |
| EP0574708B1 (en) | Component for high temperatures, in particular turbine blade, and process for preparing this blade | |
| EP0330858B1 (en) | Precipitation-hardenable nickel-based superalloy with particular mechanical properties in the temperature range of 600 to 750o c | |
| EP0274631B1 (en) | Process for increasing the room temperature ductility of an oxide dispersion hardened nickel base superalloy article having a coarse columnar grain structure directionally oriented along the length | |
| EP3091095B1 (en) | Low density rhenium-free nickel base superalloy | |
| DE19542920A1 (en) | IN 706 iron-nickel superalloy | |
| DE3542882C2 (en) | ||
| DE2216626A1 (en) | NICKEL-CHROME-COBALT CAST ALLOY | |
| DE2649529A1 (en) | FORMABLE COBALT-NICKEL-CHROME BASED ALLOY AND METHOD FOR ITS MANUFACTURING | |
| DE3731598C1 (en) | Process for the heat treatment of cast nickel alloys | |
| CH401486A (en) | Alloy that can be cast using precision casting techniques and the process for making the same | |
| EP0398121B1 (en) | Process for producing coarse columnar grains directionally oriented along their length in an oxide dispersion hardened nickel base superalloy | |
| DE19623943C2 (en) | Gamma-hardened single-crystalline turbine blade alloy for hydrogen-powered engine systems, molded article and heat-treated article daruas as well as process for the production of the alloy | |
| DE102004019837A1 (en) | Nickel based superalloy and single crystal castings | |
| DE2333775B2 (en) | Process for the heat treatment of a nickel alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PL | Patent ceased |